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CORPORACIÓN MEXICANA DE INVESTIGACIÓN EN MATERIALES
DIVISIÓN DE ESTUDIOS DE POSGRADO
ESTADO DEL ARTE DE LOS MECANISMOS DE TRANSFORMACIÓN DEFASE EN CONDICIÓN DE ENFRIAMIENTO CONTINUO EN LA SOLDADURA
DE UN ACERO AHSS TRIP 780
POR
EMMANUEL MARTÍNEZ ESQUIVEL.
MONOGRAFÍA
EN OPCIÓN COMO ESPECIALISTA EN TECNOLOGÍA
DE LA SOLDADURA INDUSTRIAL.
SALTILLO, COAHUILA SEPTIEMBRE 2012
Corporación Mexicana de Investigación en Materiales
Gerencia de Desarrollo Humano
División de Estudios de Posgrado
Los miembros del Comité Tutorial recomendamos que la Monografía
ESTADO DEL ARTE DE LOS MECANISMOS DE TRANSFORMACIÓN DE
FASE EN CONDICIÓN DE ENFRIAMIENTO CONTINUO EN LA SOLDADURA
DE UN ACERO AHSS TRIP 780, realizada por el alumno (a) EMMANUEL
MARTÍNEZ ESQUIVEL, con número de matrícula 11ES-117 sea aceptada para
su defensa como Especialista en TecnologíajdeJa Soldadura Industrial.
El Comité Tutorial
Dr. Héctor Mapríél Hernández García
Tutor Académico
fo.Bó.jArturo Reyes Valdés
linador de Posgrado
Corporación Mexicana de Investigación en Materiales
Gerencia de Desarrollo Humano
División de Estudios de Posgrado
Los abajo firmantes, miembros del Jurado del Examen de especialización
del alumno EMMANUEL MARTÍNEZ ESQUIVEL una vez leída y revisada la
Monografía titulada ESTADO DEL ARTE DE LOS MECANISMOS DETRANSFORMACIÓN DE FASE EN CONDICIÓN DE ENFRIAMIENTO
CONTINUO EN LA SOLDADURA DE UN ACERO AHSS TRIP 780, aceptamos
que la referida monografía revisada y corregida, sea presentada por el alumnopara aspirar al grado de Especialista en Tecnología de la Soldadura Industrial
durante la defensa de la monografía correspondiente.
Ypara que así conste firmamos la presente a los 27 días del mes de septiembre
del 2012.
Dr. Gregorio ^alazar Herrera
/ / Presidente
Dr. Héct
Dr. Felipe de Jesús García Vázquez
Secretario
uei Hernández García
'ocal
AGRADECIMIENTOS
A mis padres, por el apoyo, amor y comprensión incondicional en todos los
aspectos de mi vida
A mi tutor, asesor y maestros, por compartir sus conocimientos y apoyarme en
mi desarrollo personal y profesional
A COMIMSA, por facilitarme sus instalaciones, personal y apoyos económicos
para la realización de esta monografía
A CONACYT, por el apoyo económico para mi desarrollo profesional
síntesis,
capítulo 1
ÍNDICE
INTRODUCCIÓN
1.1 Antecedentes.
1.2 Objetivos.
1.2.1 Objetivo general
1.2.2 Objetivo específico
1.3 Justificación.
1.4 Planteamiento del problema
1.5 Aportación tecnológica
1.6 Alcances.
CAPITULO 2 ESTADO DEL ARTE.
2.1 Caracterización del acero TRIP.
2.1.1 Composición química del acero y propiedades mecánicas.
2.2 Microestructuras resultantes de la soldadura.
2.3 Identificación de las variables que determinan la microestructura.
2.4 Ciclo térmico en la soldadura.
2.5 Ecuaciones que sustentan los fenómenos de cambio.
2.5.1 Tiempo de incubación de la transformación
2.5.2 Importancia del carbono en la austenita residual.
2.5.3 Efecto de la velocidad de enfriamiento sobre la microestructura
2.5.4 Efecto del contenido de silicio sobre la transformación
9
10
10
10
10
11
12
12
13
14
15
17
21
24
26
28
30
31
2.5.5 Efecto del tamaño inicial austenítico
2.6 Estudios experimentales
2.6.1 Transformación de microestructuras y dureza
CAPÍTULO 3 DISCUSIÓN Y ANÁLISIS DE BIBLIOGRAFÍA
BIBLIOGRAFÍA.
LISTA DE FIGURAS
LISTA DE TABLAS.
RESUMEN AUTOBIOGRÁFICO
32
34
36
42
44
46
47
SÍNTESIS
Es fundamental conocer los factores micro y macroestructurales de estos
aceros. Con la introducción de los aceros avanzados de alta resistencia en
componentes estructurales, donde se requieren propiedades especialmenteapropiadas que aseguren el buen desempeño de las partes o elementos demáquinas. Particularmente, la respuesta que manifiestan a la unión metálica porsoldadura, la cual es el resultado de los rangos de velocidad de enfriamiento en el
proceso de la soldadura.
En esta investigación bibliográfica se pone de manifiesto la relación queexiste entre los ciclos térmicos y las velocidades de éstos sobre las fases
metálicas que resultan por dichos fenómenos y, por ende la razón de suspropiedades mecánicas. Además, se destacan recomendaciones técnicas y deproceso para obtener los resultados más adecuados. Se debe asimismomencionar, que este trabajo aborda el tema desde un aporte tecnológico y
científico.
CAPÍTULO 1
INTRODUCCIÓN
1.1 Antecedentes
En la bibliografía de los últimos tres años, sobre el tema de mejora de la
zona soldada en aceros de plasticidad inducida por transformación (por sus siglas
en ingles TRIP), donde se refleja una gran variedad de técnicas y métodos de todotipo para mejorar las ventajas de aplicación que proveen estos nuevos aceros,
surge la necesidad de generar nuevo conocimiento sobre su conformabilidad ysoldabilidad, con el fin de alcanzar mejores propiedades mecánicas.
En ésta bibliografía se aborda el tema, desde una perspectiva tecnológica,
de perfeccionar las propiedades mecánicas y además, la posibilidad de hacer lomismo con las propiedades químicas y físicas de la soldadura. Esto último podríaser mediante la alteración de la morfología de la estructura resultante mediante un
cambio en la velocidad de enfriamiento continuo en el proceso. La vía de estudio y
análisis que posee mayor influencia en los cambios deeste fenómeno, es el efectocombinado del cambio de fases y ciclo térmico.
1.2 Objetivos
1.2.1 Objetivo general
Compendiar información sobre los mecanismos que dan origen a latransformación de fase, en la etapa de enfriamiento del proceso de soldadura,
mediante el uso del diagrama de enfriamiento continuo (CCT) en un acero AHSSTRIP 780 C-Si-Mn. Además, conocer el efecto de la microestructura resultante en
función de la velocidad de enfriamiento.
1.2.2 Objetivos específicos
1. Analizar la relación entre el ciclo térmico y las transformaciones de fase del
acero 780 durante el proceso de soldadura.
2. Destacar los fenómenos más significativos de mayor influencia en las
transformaciones de fase.
3. Disponer de la información derivada de la práctica para comprender el rol
de las variables del proceso.
1.3 Justificación
Una transformación de fase que sea pertinente al uso adecuado de los
productos unidos por soldadura, la cual ofrezca propiedades mecánicasadecuadas, hace que el fenómeno de transformación de fase se estudie bajo los
criterios de los ciclos térmicos del proceso. La relación entre ambos (fases
resultantes y ciclos térmicos) defina la posibilidad de motivar una estructura de
morfología apropiada.
10
1.4 Planteamiento del problema
La mayoría de los aceros AHSS tiene una buena conformabilidad y sepueden soldar de manera eficaz mediante el proceso de soldadura de arco congas inerte de protección (GMAW por sus siglas en ¡nglés).Sin embargo, enalgunos casos hace falta poner atención al cambio que ocurre a las propiedadesmecánicas, físicas y químicas del material, las cuales pueden perderse durante el
proceso de unión.
Por ejemplo, la dificultad más importante que resulta por la manufactura delos haceros TRIP, proviene del hecho que estos materiales están constituidos porcristales no-isotrópicos los cuales pueden agruparse en formas particularesdurante la solidificación, para dar origen a un sólido que microscópicamente es
anisotrópico y en consecuencia no homogéneo.
Por ello, es sumamente importante comprender el fenómeno detransformación de fase que ocurre durante la práctica de soldadura para prever los
defectos en el material, ya que las correcciones de tales defectos practicante es
imposible.
Los defectos más frecuentes de la etapa de fusión y solidificación son:
> Zona afectada por el calor (ZAC)
> Micro-grietas
> Segregación de elementos de aleación
> Precipitación de carburos durante la transformación bainítica
La estructura granular en la soldadura ocurre de acuerdo con una formageométrica muy particular propia del mismo proceso, puede tomar diferentesaspectos según sean las condiciones de enfriamiento. Así pues, el conocimientoinherente del cambio de fase durante la unión, abre la posibilidad de modificar
dicho fenómeno mediante la alteración de los parámetros, dando así un producto
de mayor confiabilidad y amplitud de aplicación.
11
1.5 Aportación tecnológica
1. La comprensión de las transformaciones de fase para ofrecer posibilidadestécnicas del proceso y obtener mejoras materiales soldados con una
amplitud mayor de aplicación.
2. La aportación de un estudio bibliográfico con información actual yapropiada para eficientar el proceso de soldadura bajo los criterios delprimer impacto.
1.6 Alcances
La siguiente monografía contiene una descripción de los efectos en lamicroestructura y propiedades mecánicas que resultan de la unión post soldadurade los aceros avanzados de alta resistencia para este caso mediante el proceso
de soldadura por arco eléctrico GMAW.
Los aceros avanzados de alta resistencia, son materiales que son aplicados
en la industria automotriz en zonas críticas de colisión por su mayor resistencia, ya
que son necesarios espesores menores ycontribuyen a un mayor rendimiento decombustible.
El alcance abarca también, el estudio del efecto combinado del ciclo térmico
de la soldadura y las transformaciones de fase en los aceros de plasticidadinducida por transformación (TRIP 780) mediante un análisis con DTA (Análisis
térmico diferencial).
12
CAPÍTULO 2
ESTADO DEL ARTE
2.1 Caracterización del acero AHSS TRIP
La microestructura de los aceros TRIP, generalmente consiste en austenita
residual con un volumen de hasta el 5% inmersa en una matriz de ferrita. Aunquetambién están presentes las fases bainita ymartensita en cantidades variables161.
Estos aceros requieren de temperaturas isotérmicas e intermedias para sufabricación, por tal motivo se producen algunos porcentajes de bainita. Por otraparte, el alto contenido de silicio (que algunas veces es sustituido por Al o lacombinación de ambos) y carbono en estos aceros dan como resultado unvolumen significativo de austenita retenida dentro de las microestructuras finas.[6]
La deformación plástica inducida por medios mecánicos juega un papelimportante para la dispersión de las segundas fases duras en la ferrita suave,
13
causando así un endurecimiento por deformación. Sin embargo, para estos aceros
la austenita residual se transforma progresivamente a martensita aumentando elreí
endurecimiento por deformación obteniendo mayores magnitudes de resistencia.
2.1.1 Composición química del acero TRIP 780 y propiedades
mecánicas
Comúnmente en la composición química de los aceros TRIP se contiene
una mayor cantidad de carbono, manganeso, silicio y aluminio con el fin depromover una microestructura multifase. El Si y el Al son añadidos paraincrementar el endurecimiento por solución sólida y también para prevenir la
precipitación de carburos durante la transformación bainítica.
Tabla 2.1 Composición química de un acero TRIP 780(% e.p.).
\°Mn Si S P Ni Cr Mo Ti Cu
0.1 1.98 2.35 0.002 0.002 0.04 0.06 0.03 0.01 0.012
Tabla 2.2 Pruebas mecánicas del material base ASTM E8 acero TRIP 780.
Área
2)
34.9
Cargamax
(kgf)
3040
Cargafluencia
(kgf)
2320
Esfuerzo
max
tensión
(MPa)
854
Esfuerzo
fluencia
(MPa)
Alargamiento
(%)
14
2.2 Microestructuras resultantes post soldadura
La microestructura juega un papel muy importante en este tipo de aceros,
ya que cuenta con diferentes fases, destacando como estructura principal la faseferrífíca con cantidades variables de bainita y austenita retenida como se muestra
en la figura 2.1.
100 |lm
Figura 2.1 Microestructura de acero TRIP 780 ferrita, bainita yaustenita retenida
15
Figura 2.2 Microestructura donde se observa la interíase de un área soldada yzona afectada porel calor (500x)
Figura 2.3 Microestructura dela zona afecteda por elcalor (500x)
Por otro lado, la soldabilidad de estos materiales es un aspecto clave en
cuanto a sus aplicaciones, por lo que a evaluación de la evolución microestructuraly de las propiedades de la unión soldada, es un tópico de gran interés,especialmente en el proceso GMAW, de gran aplicación en la industria automotriz.En este sentido, el ciclo térmico introducido por la soldadura, modifica la estructura
ferrítico-bainitica original, generando variaciones de las propiedades (ZAC)m
16
2.3 Identificación de las variables que determinan las
microestructuras
Para un acero eutectoide, la curva Jominy y las curvas de enfrianmiento
continuo (por sus siglas en inglés CCT) están estrechamente relacionadas comose muestra en la figura 2.4. En esta figura las curvas CCT se han derivado de lascurvas de transformación isotérmica (IT) mediante un método que se describe másadelante. Esta relación ofrece más de una pista sobre cómo proceder para
desarrollar una predicción de las propiedades mecánicas de una pieza, de formaarbitraria, y un medio de temple, en base a la teoría fundamental de latransformación isotérmica.
Prubfl de lonámy
í 0 * .i 0 1S i 0 ' 3 % 30I ' Datan» para revenido,
La figura 2.5 presenta una descripción esquemática de un programa semi-empírico de elemento finito, el cual pretende predecir el curso completo de unatransformación de enfriamiento continuo, incluyendo el desarrollo de los esfuerzos
residuales y la dilatación. Esto pone de manifiesto la compleja interacción queexiste entre los procesos termomecánicos, los multicomponentes termodinámicosy la cinética de la transformación las cuales relacionan los esfuerzos atemperatura ambiente y la geometría de distribución de la dureza, el tratamientotérmico y la química.
. Imite de condiciones tilmas. coheficiente titímico•condiciones fisko-tér
• com posición quarmca• tamaño de grano austenitico
trasilfotiuaoon péiiüra
Esfuerzo residual y dletación distribución de durezas
* '""' "~
Relevado de
esfuerzo y
temiMbAded
Figura 2.5 Vista general del sistema de un programa para predecir el comportamiento termomecánico deaceros de baja aleación[10]
18
La clave en este tipo de desarrollos es que una predicción IT,
empíricamente calibrada contra un conjunto de datos metalográficos, define unfactor de integración sobre el tiempo y la temperatura, a través del cual se puedecalcular directamente las curvas CCT. Se puede obtener, además, informaciónequivalente de un enorme conjunto empírico de diagramas CCT debidamenteinterpolados y ajustados para una variedad de geometrías e historias deenfriamiento. La forma de las curvas CCT depende de la forma detallada de lascurvas de enfriamiento para la pieza que está en consideración y por lo tanto de la
naturaleza del temple.
La única diferencia entre una diagrama TI (figura 2.6) y un diagrama CCT,
es que este último es único para una composición en particular y un tamaño degrano si es que la velocidad de enfriamiento a cada profundidad de la muestra fueconstante. Esta es la manera de aproximación más simple para aplicar un
diagrama CCT universal, evaluando una velocidad de enfriamiento constante auna pieza en particular mediante superposición de la curvas de enfriamiento omediante una aproximación exponencial en el diagrama. La ley de Newton deenfriamiento, la cual se aplica a muchos fluidos de temple o en situaciones deenfriamiento por aire, exhibe un enfriamiento desacelerado o de forma
exponencial.
19
2 4 68 1624
Tiempo, h —"•
Figura 2.6 Comparación de un diagrama ITpara un acero con designación Germán 42CrMo 4(0.38% C, 0.99% Cr y0.16% Mo) determinado por dilatometría (líneas continuas) ymetalografía
(líneas discontinuas)m
20
2.4 Ciclo térmico en la soldadura
En casi todas las técnicas de soldadura, existe una fuente de calor (ya sea
por fricción o por suministro de una fuente). Este calor afecta significativamente los
fenómenos metalúrgicos de los materiales que son sometidos a una condición de
temperaturas elevadas en tiempos relativamente cortos. De esto se desprende la
idea de estudiar dicho fenómeno en cada una de sus etapas con el fin de aclarar
la influencia que tiene sobre otros fenómenos tales como la solidificación, la
generación de esfuerzos térmicos, etc. Así pues, se conoce como ciclo térmico ala variación de la temperatura en función del tiempo. Este ciclo térmico es útil para
interpretar los fenómenos que surgen durante la operación de soldadura en un
punto determinado
La mayoría de los procesos de soldadura causan esfuerzos en la pieza de
trabajo por someterse a un ciclo térmico. Para los procesos de soldadura por
fusión, el ciclo térmico inicia a partir de la temperatura ambiente, hasta por encima
de la temperatura de solidificación. La complejidad del ciclo, en términos de las
temperaturas alcanzadas y los tiempos requeridos para llegar a ellos y aun más
permanecer un tiempo determinado en ese estado, define totalmente los efectosque este ciclo tiene sobre la estructura. Por ello es necesario comprender por
completo el ciclo térmico de soldadura, porque de ello depende fuertemente la
relación microestructura-propiedades.
Debido a la fuente de calor en movimiento, se pueden determinar los ciclos
térmicos o curvas temperatura-tiempo para tres puntos con una distribución cada
vez más lejos de la línea central del camino de la fuente de calor a lo largo de una
línea perpendicular o transversal a la trayectoria de la soldadura[2].
1. Las curvas temperatura-tiempo figura 2.7 son situadas una debajo de otra,
conforme aumenta la distancia respecto a la línea central de la soldadura. Las
temperaturas máximas (Tm) decrecen bruscamente al aumentar la distanciacon respecto a la fuente de calor, en función del gradiente de temperatura
especialmente de la densidad y distribución de energía, la entrada neta de
21
calor y del procedimiento en sí. Cada curva muestra que la temperatura
vuelve, asintóticamente, al valor de la temperatura ambiente.
2. La temperatura máxima alcanzada (TmA, TmB, TmC) disminuye con respecto a
la distancia a la línea de soldadura y sucede con el incremento de los tiempos
(tn* tmB tmC). Esto permite que la Temperatura pico, Tp, pueda graficarse
como una función del tiempo. Esta temperatura máxima separa la fase de
calentamiento, del ciclo térmico de soldadura, de la fase de enfriamiento, y
expresa el hecho de que los puntos más cercanos a la soldadura, mientras
están ya en fase de enfriamiento, los puntos más alejados aún se mantienen
en fase de calentamiento.
o-'tvn
Figura 2.7 Curvas Temperatura-Tiempo para tres puntos localizados perpendicularmente a la
línea de trayectoria de una soldadura al momento que va pasando la fuente de calor[2]
3. Tomando en cuenta la disposición de las curvas del historial térmico, la
velocidad de enfriamiento disminuye con respecto a la distancia de la línea
del cordón de soldadura pero, la porción de enfriamiento de las curvas
produce rápidamente un agrupamiento muy estrecho conforme avanza la
velocidad de enfriamiento, por lo que, la temperatura se reduce a un cierto
22
punto y las velocidades de enfriamiento son un tanto similares. Esto se puedemostrar por la comparación de los tiempos íra y tRc para los puntos Ay C.
4. Tomando en cuenta la disposición de las curvas del historial térmico, la
velocidad de enfriamiento disminuye con respecto a la distancia de la línea
del cordón de soldadura pero, la porción de enfriamiento de las curvas
produce rápidamente un agrupamiento muy estrecho conforme avanza lavelocidad de enfriamiento, por lo que, la temperatura se reduce a un cierto
punto y las velocidades de enfriamiento son un tanto similares. Esto se puedemostrar por la comparación de los tiempos íra y tRc para los puntos Ay C. Ladistribución de espacios entre ciclos térmicos de la soldadura ha sido descrita
por Portevin y Seferian (1935)[31 como un "calor sólido", como se muestra enla figura 2.8, Sx es la distancia desde el camino que recorre la fuente de calor,conocida como cordón de soldadura, Sy es una distancia a lo largo de la línea
de soldadura, y Sz es la temperatura. Acausa del estado cuasi-estacionario,
el calor sólido se mantiene sin cambios a través del origen en el punto 0 (el
plano xoy) y las intersecciones se proyectan en el plano xoy, y se obtienencomo curvas de nivel de temperatura igual. El movimiento de estas curvas
produce isotermas paralelas a la soldadura misma, como se muestra en lafigura 2.8 La utilidad del calor sólido es que la temperatura, el tiempo y ladistancia se pueden observar en conjunto para ayudar a entender lo que
sucede en el material que rodea a una soldadura cuando ésta pasa.
23
Gmifc t )
Figura 2.8 Formación de isotermas en elplano xsy por proyección de curvas con igualtemperatura instantánea para un calor sólido yel movimiento de este calor sólido m.
Cuando una soldadura se aplica sin movimiento de la fuente de calor, no
hay un estado cuasi-estacionario debido a que la soldadura es producida por una
entrada localizada de energía que es lo suficientemente intensa y no es
compensada por el fenómeno de la conducción de calor en la masa de la pieza detrabajo. Sin embargo, los fenómenos metalúrgicos se pueden interpretar mediantela consideración de los ciclos temperatura-tiempo como T = /(f) y la distribución de
la estructura final por medio de Tm =f(x) oTm =f(r) en coordenadas polares [2\
2.5 Ecuaciones que sustentan los fenómenos de cambio
La difusión del carbono es el único mecanismo que sustenta y controla la
transformación de fase en los aceros TRIP y describe además el cambio de la
fracción de volumen de la ferrita y la bainita durante el enfriamiento continuo en un
proceso como el de la soldadura. La transformación de fase, se ve altamente
influenciada también por el tamaño de grano austenítico y algunos elementos de
aleación como el Si y el Mn. Por ejemplo, se sabe que el Si retarda la
transformación perlifica, acelera la transformación de ferrita poligonal, refina el
tamaño de grano austenítico y aumenta la razón de transformación de la ferrita \
24
Para promover una transformación inducida por una deformación plástica
en un acero TRIP, se requiere aplicar un proceso de enfriamiento como el que se
ilustra en la figura 2.9
> Primeramente se lleva al acero TRIP a una temperatura de austenita
estable,
> Consecutivamente se aplica una deformación plástica (ej. laminación
en caliente)
> Posteriormente un enfriamiento primario intermedio al agua
> A continuación se enfría el acero al aire
> Y en seguida se aplica un enfriamiento secundario al agua
> Por último se culmina con un proceso isotérmico
Los pasos anteriores, conducen a la elaboración de una microestructura
muy sofisticada entre cada etapa de enfriamiento en combinación con ladeformación plástica. Estos pasos son clásicos de un tratamiento termomecánico
a alta temperatura.
En la figura 2.9, Tnr es la temperatura de austenita estable o de no
recristalización, A& Añ, Bre y Ms son las temperaturas de inicio de la
transformación de la ferrita, perlita, bainita y martensita, respectivamente.
25
empape
termoconformad<
Tiempo
Figura 2.9 Procedimiento esquemático en un diagrama de enfriamiento de un acero TRIP
laminado en caliente w
Para establecer las ecuaciones que sustentan el fenómeno de cambio de
fase en los aceros TRIP en el proceso de soldadura mediante el uso de los
diagramas de enfriamiento continuo CCT, es necesario considerar el proceso
desde un punto de vista que considere el análisis termodinámico y cinético de la
variación de las temperaturas de transformación de fase durante el efecto de un
enfriamiento continuo.
2.5.1 Tiempo de incubación de la transformación
El tiempo de incubación de una transformación (t), se define como el
tiempo necesario en el que un embrión de la nueva fase llega a alcanzar un
volumen crítico más un átomo, para pasar a un estado de crecimiento estabJe si es
que las condiciones termodinámicas y cinéticas del sistema no cambian.
Es bien sabido que el tiempo de incubación de la transformación de la
ferrita y bainita está dada por la ecuación de Capdevila C l121.
26
l2kTa*agY
TF™ D*&g*92.1
Donde:
Dc = difusividad del carbono en la austenitay
xc = contenido de carbono inicial en la austenita
va = volumen promedio por átomo de carbono en los núcleos de ferrita
AGv = cambio de energía libre de volumen asociado con la nucleaciónk = constante de Boltzmann
T = temperatura absoluta
a = parámetro de retícula promedio de la ferrita y la austenita
a
Qf =112 - 12*wA([C])f, +S.5w4([Aín]) +I2w4[5£] {kj • Imoll \-l} )
2.3
i?
mP = 3.88 - 0.24wpq + 2.96e~l37
Donde WK1 es la concentración de carbono en fracción masa en la austenita
residual; wPl~\ es la fracción masa de silicio y v es la velocidad de enfriamiento.
2.5.2 Importancia del carbono en la austenita residual
Debido a que la concentración de carbono en la austenita es una variable
de suma importancia para definir las condiciones de transformación de fases
durante el proceso de enfriamiento continuo, es necesario definir su contenido en
la austenita residual mediante la siguiente ecuación:
2.4
xY' -xc - 1 +fr
xy XFxFc XPx£1-*f 1 - x¡
Xgx§1-4 1-jrf,
Donde xc , xc , y xc representan el contenido de la fracción mol de carbono en la
ferrita, perlita y bainita respectivamente; fy representa la fracción volumen de laaustenita retenida (no transformada); y XF, XP y XB son las fracciones volumen de
la ferrita, perlita y bainita transformadas respectivamente, las cuales pueden ser
calculadas mediante la ecuación de Avrami del tamaño de grano modificado. LaF P B
concentración del carbono xc, xc y xc son valores supuestos del orden de
0.001, 0.0289 y 5.0X10"3 + 0.03 exp(-T/264) en fracción mol, respectivamente.
28
La Ecuación de Avrami es la ecuación más utilizada para describir las
cinéticas de cristalización de los materiales en condiciones isotérmicas:
X = 1 - exp -fcCT)2.5
En la ecuación de Avrami (2.5), x es el grado de cristalinidad en el instante
/, A: es la constante de velocidad para la cristalización, que depende de parámetros
de nucleación y velocidad de crecimiento, dr es el efecto del tamaño de grano
austenítico y n es el llamado exponente de Avrami relacionado con el tipo de
nucleación y geometría de crecimiento del cristal. Desde un punto de vista
práctico, esta ecuación se linealiza en la forma:
lnb=ln k(T) - m ln(d) 2.6
La ecuación de Avrami no permite, por si sola, obtener información
microscópica del proceso de cristalización.
Por definición b = k(T)/cT y aplicando las leyes de los logaritmos, Inb = In
k(T) - m ln(d), donde by n son los parámetros adecuados, cuyos valores pueden
obtenerse experimentalmente o mediante programas de computo. Estos valores
se muestran en la tabla 2.3
Tabla 2.3 Valoresde los coeficientes byn para diferentes transfomiaciones de fase de un acero TRIP[4]
Transfoi Inb
-3.6 - LlSító - 125x1 +0.033 ínO^a —f} +6.3JU0"4! 1.03 +O-lSu-pg
-4AL7índr +0.044IIlC4ei ~ O+5.4x; - t3w£| +6.0Xl0~*T L4+0ArM-«3i-M
-7A- falWL +0.045 m(p, —r) +3.5x; +3.6*lO"aT L4 - 13bM
29
2.5.3 Efecto de la velocidad de enfriamiento sobre la
microestructura
La literatura muestra[13] que el efecto de la velocidad de enfriamiento sobre
la evolución de la microestructura de un acero TRIP con bajos contenidos de C y
poco más que la unidad de Si y Mn, aunados a la influencia del tamaño de grano
austenítico, resultan en un cambio en la microestructura del acero de ferrita +
perlita a bainita + martensita para un incremento en la velocidad de enfriamiento
de 1.0 °C/s a 30 °C/s como se muestra en la figura 2.10
1.0
41 0.8
i 06!.15* 0.4
§ 0.2e
2
* 0
¿>«30um
•^*\ >w \ \ 1tVs
k 10
o 200 400Temaperatura °C
800
Figura 2.11 Efecto dela velocidad deenfriamiento sobre elcontenido de carbón (% enmasa)
en la austenita residual141
2.5.4 Efecto del contenido de silicio sobre la transformación
La figura 2.12 muestra los cambios sobre la microestructura como una
función del contenido de Si durante un proceso de enfriamiento continuo. La
transformación a perlita a partir de la austenita es retardada por causa del
aumento en el contenido de Si. En contraste, un aumento en el contenido de Si
acelera la transformación ferrítica y retarda la transformación bainítica.
31
0.8
0=30 \imRango de =5 *C/senfrimiento
0 0.5 1.0
Figura 2.12 Efecto del contenido de Si sobre la fracción volumen de cada fase141
2.5.5 Efecto del tamaño inicial de grano austenítico
Al incrementar el tamaño inicial de grano austenítico, puede disminuir la
velocidad de transformación de la ferrita y por consecuencia el valor de XF
(fracción volumen de la ferrita), los cuales tienden a disminuir el contenido de
carbono e incrementar la martensita a costa de la austenita residual así como el
valor de XM (figura 2.13). En esta figura 2.13 se manifiesta la influencia que tiene
el tamaño inicial de grano austenítico sobre la descomposición de la austenita
durante el enfriamiento a una velocidad de 5 °C/s. Esta gráfica sugiere que la
cantidad de ferrita formada disminuye con el aumento del tamaño inicial de grano
austenítico mediante la eliminación del número de sitios de nucleación, ya que la
ferrita es una fase que se forma a través de los mecanismos de nucleación y
crecimiento en sitios preferenciales de los límites de grano austenítico. Además, la
32
cantidad de austenita no transformada disminuye por el aumento del valor XM,
reduciendo ambos (Xry los sitios de nucleación) el valor de XF.
"E
tí
3
sOco
-Q
«-o
oTí
'co
•*•
co
1.6
1.2
0.8
S 0.4 Raneo de - ^anlriamUntA "*** Vil.»enfriamiento
0 100 m r>oo
Temperatura /X'-
700
F/gi/ra 2.73 Efecto del tamaño de grano austenítico sobre el contenido de carbón (% en masa)
en la austenita no transformada141
0.8Fe-0.2C-l.5Mn-l.5Si
Cooting rate=5 VJ&
,0.6 ^F
|1 0.4%
C01
1 0.2I
i ?•
0f x*
0 40 80 120 160 200
tamañode granoaustenitico/u.lU
Figura 2.14 Efecto del tamaño degrano austenítico sobre la fracción volumen decada fase141
33
2.6 Estudios experimentales[S¡
La microestructura de los especímenes de acero TRIP (C-Si-Mn) expuestos
a enfriamiento continuo es dependiente del rango de enfriamiento al que son
sometidos y anteriormente observados en la figura 2.15.
A continuación se muestra en la figura 2.16 (a), (b), (c), (d), (e) y (f) la
relación entre los valores de microdurezas y rangos de las velocidades de
enfriamiento. La microdureza de la muestra en condiciones de deformación por el
choque térmico, presenta una microestructura martensítica con una microdureza
máxima de HV 506. Debido a la alta velocidad de enfriamiento de 283.3°C/s (fig
2.15 a). En contraste, al disminuir la velocidad de enfriamiento a 16.67°C/s, se
obtiene una microestructura de ferrita poligonal y bainita granular y una
microdureza de HV 303 (fig 2.15b). Por otro lado, la disminución de la velocidad de
enfriamiento a 3.3°C/s se obtienen mezclas de ferrita poligonal, y bainita granular
con una microdureza de HV 278 (fig. 2.15c).
No obstante, microestructuras de perlita y bainita granular se obtuvieron a
0.83°C/s de enfriamiento (figura 2.15d). Se aprecia que al incrementar la velocidad
de enfriamiento la microestructura resultante es de morfología granular y burda.
Este caso se observó notoriamente a velocidades de enfriamiento de 0.28°C/s. En
el cual, se observaron granos de ferrita y bainita granular interlaminar de perlita
gruesa (figura 2.15e). Finalmente, la microestructura final sólo constaba de ferrita
y perlita con una microdureza de HV 186, esto a una tasa más lenta de
enfriamiento (fig. 2.15f).
El efecto del tipo de elementos de aleación y el enfriamiento en el CCT cinético y
productos de la transformación de fase y los forma de los diagramas (CCT) fueron
investigados. Los especímenes de geometría cilindrica, 15mm de longitud y 8 mm
de diámetro, fueron mecanizados a partir del bloque. La composición química del
34
acero TRIP C-Si-Mn estudiado aquí es 0.233%C, 1.365%Si, 1.540%Mn, 0.007% P
y 0.004% S.
Los experimentos se han realizado con un equipo Gleeble 1500 sistema de
ensayo termomecánico. En primer lugar, la medición del diagrama CCT se realizó
utilizando este simulador de termomecánico. Las muestras fueron calentadas
eléctricamente a 1000°C por 180 s. Posteriormente, se enfrió continuamente a
0.1oC/s, 0.13°C/s, 0.28°C/s, 0.55°C/s, 0.83°C/s, 1.67°C/s, 3.33°C/s, 5.55°C/s,
16.67°C/s, 33.33°C/s y 283.3°C/s.1111
(a)283.3t:/s, (b) 16.67*C/s. (c)3.33*C/s. (d)0.83t7s. (e)0.28TJ/s, (OO.l'C/s
Figura 2.15 Microscopía óptica de la simulación térmica a diferentes rangos de enfriamiento
continuo!51
35
2.6.1 Transformación de microestructuras y durezas
La microestructura de los especímenes de acero TRIP (C-Si-Mn) expuestos a
enfriamiento continuo es dependiente del rango de enfriamiento al que son
sometidos y anteriormente observados en la figura 2.15.
A continuación se muestra en la figura 2.16 (a), (b), (c), (d), (e) y (f) la
relación entre los valores de las microdurezas y rangos de las velocidades de
enfriamiento. La microdureza de la muestra en condiciones de deformación por el
choque térmico, presenta una microestructura martensítica con una microdureza
máxima de HV 506. Debido a la alta velocidad de enfriamiento de 283.3°C/s (fig
2.15 a). En contraste, al disminuir la velocidad de enfriamiento a 16.67°C/s, se
obtiene una microestructura de ferrita poligonal y bainita granular y una
microdureza de HV 303 (fig 2.15b). Por otro lado, la disminución de la velocidad de
enfriamiento a 3.3°C/s se obtienen mezclas de ferrita poligonal, y bainita granular
con una microdureza de HV 278 (fig. 2.15c).
No obstante, microestructuras de perlita y bainita granular se obtuvieron a
0.83°C/s de enfriamiento (figura 2.15d). Se aprecia que al incrementar la velocidad
de enfriamiento la microestructura resultante es de morfología granual y burda.
Este caso se observó notoriamente a velocidades de enfriamiento de 0.28°C/s. En
el cual, se observaron granos de ferrita y bainita granular interlaminar de perlita
gruesa (figura 2.15e). Finalmente, la microestructura final sólo constaba de ferrita
y perlita con una microdureza de HV 186, esto a una tasa más lenta de
enfriamiento (fig. 2.15f).
36
>
5
ce
DOOteu
550
500
450*-
400 -
350 -
300
250
200
150
/p
1 10 100
RANGO DE ENFRIANIENTO *C /s
Figura 2.16 Gráfico de las microdurezas en función del enfriamiento continuo Isin deformación en
caliente y II ycon deformación en caliente respectivamente "
37
CAPÍTULO 3
DISCUSIÓN Y ANÁLISIS DE
BIBLIOGRAFÍA
La complicación del fenómeno de los ciclos térmicos que ocurren durante el
transcurso de la práctica de soldadura. Se obtienen condiciones termodinámicas y
cinéticas que establecen los campos de estabilidad de las fases metálicas. Sin
embargo, los enfriamientos fuera de equilibrio generan defectos en el cordón de
soldadura. Haciendo un material discontinuo en el cordón de soldadura. Por
ejemplo, en un proceso de enfriamiento continuo la microestructura es gobernada
principalmente por la velocidad de enfriamiento de cada zona y por la composición
química del material, y por otro lado el fenómeno de solidificación en el centro del
foco de calor cambia radicalmente las condiciones termodinámicas y cinéticas
dando como resultado la aparición de defectos tales como: gases atrapados,
segregaciones, estructuras columnares y heterogeneidad en el tamaño de los
cristales. Estos defectos son fuertemente influenciados por las condiciones
38
metalúrgicas-físicas del acero, así como de otros parámetros de la práctica de
soldadura.
La idea del párrafo anterior, pone en evidencia la gran complejidad que
existe en un proceso de unión metálica, lo cual eleva la carga de trabajo analítico
para su mejor comprensión y control.
Una alternativa, que ha demostrado ser un tanto efectiva y confiable, es la
modelación matemática del fenómeno, sin embargo es necesario reconocer que
un modelo exhaustivo del fenómeno es literalmente imposible. Los modelos
actuales son un tanto idealizados mediante el desprecio de factores que son
considerados de poca importancia en la influencia del resultado del modelo.
Una de las mayores aplicaciones del análisis matemático en los procesos
de soldadura, es predecir la evolución del conjunto de fases que resultan bajo la
influencia de las diferentes condiciones del proceso. En estas aplicaciones se
pondera la composición química del acero, especialmente en aquellos elementos
que promueven o inhiben una transformación o transformaciones en particular,
siendo el carbón el elemento de mayor influencia sobre el cambio en la
microestructura que resulta en el transcurso de unión. En este trabajo se han
planteado las ecuaciones matemáticas que simulan los fenómenos de cambio
estructural y sus efectos sobre el acero.
De gran importancia lo son también el tamaño de grano austenítico y la
velocidad de enfriamiento, ya que el primero define la fracción volumen de cada
fase (martensita, ferrita y bainita) y el segundo define la fracción volumen de
transformación y el contenido de carbón en la austenita.
Particularmente, el Si establece las fracciones volumen de transformación
de las fases ferrita, bainita y perlita. Parámetro que abre la posibilidad de controlar
el contenido de fases más adecuado a una aplicación específica del acero.
39
La transformación de fase, se ve altamente influenciada, como ya se
mencionó, por el tamaño de grano austenítico, pero ligado su efecto con el efecto
de los elementos tales como el Si y Mn, sus efectos en conjunto cambian las
condiciones y ocurren fenómenos tales como el retardo de la transformación de la
perlita y el aumento en la velocidad de transformación de la ferrita poligonal y en
conjunto con el Mn refina el tamaño de grano austenítico y aumenta la razón de
cambio de la transformación de la ferrita.
Conclusiones:
> La difusión del carbono es el único mecanismo que sustenta y
controla la transformación de fase en los aceros TRIP y describe
además el cambio de la fracción volumen de la ferrita y la bainita
durante el enfriamiento continuo en un proceso de soldadura.
> El aumento de la velocidad de enfriamiento de 1. 0 °C / s a 30 °C / s
influye en el cambio de la microestructura de ferrita + perlita a bainita
+ martensita, así como la reducción de la concentración de carbono
en austenita residual.
> El silicio es un estabilizador de ferrita y acelera la formación de ferrita
poligonal. La transformación a perlita a partir de la austenita es
retardada por causa del aumento en el contenido de Si. En contraste,
un aumento en el contenido de Si acelera la transformación ferrítica y
retarda la transformación bainítica.
> Al incrementar el tamaño inicial de grano austenítico, puede disminuir
la velocidad de transformación de la ferrita y por consecuencia el
valor de XF (fracción volumen de la ferrita), los cuales tienden a
disminuir el contenido de carbón e incrementar la martensita a costa
de la austenita residual así como el valor de Xm
40
I
> El proceso de soldadura a tenido avances muy importantes
consiguiendo menores afectaciones térmicas debido a la
comprensión de los ciclos térmicos, condiciones de enfriamiento
continuo y sobre todo la importancia del conocimiento de los
elementos aleantes
41
BIBLIOGRAFÍA
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14. Antonio Augusto Gorni Sao Vicente. Steel Forming and Heat TreatingHandbook, , Brazil First Reléase: 04 April 2002 This Versión: 24 May 2012
15. Amar K. De, John G. Speer and David K. Matlock.Color tint-etching formultiphase steels, Colorado school of mines golden; Advanced materials &prosses/ February 2003
16. Elio Gianotti DRASTICITA' DI TEMPRA DEI GAS E DEI LIQUIDI ACONFRONTO Trattamenti Termici Ferioli e Gianotti SpA Rivoli - To.http://www.gianottielio.it/syntax_files/tbl_documenti_allegato_ita_id_documento25.pdf
43
Lista de figuras.pag
Figura 2.1 Microstructura de acero TRIP 780 Ferrita, Bainitay Austenita
retenida. 15
Figura 2.2 Microestructura donde se observa la inferíase de un área
soldada y zona afectada por el calor (500x) 16
Figura 2.3 Microestructura de la zona afecteda por elcalor (500x) 16
Figura 2.4 Relación entre los diagramas CCT (líneas gruesas) y IT
(líneas claras) de un acero eutectoide. Se sobreponen en un
diagrama de enfriamiento CCT cuatro velocidades de
enfriamiento desde diferentes posiciones en una curva Jominy
de una muestra de acero hasta el enfriamiento final1101 17
Figura 2.5 Vista general del sistema de un programa para predecir
el comportamiento tenriomecánico de aceros de baja aleación1101 18
Figura 2.6 Comparación de un diagrama ITpara un acero con
designación Germán 42 CrMo 4 (0.38% C, 0.99% Cry 0.16% Mo)
determinado por dilatometría (líneas continuas) y metalografía
(líneas discontinuas)1101 20
Figura 2.7 Microscopía óptica de la simulación térmica a diferentes
rangos de enfriamiento continuo.151 22
Figura 2.8 Curvas Temperatura-Tiempo para tres puntos
localizados perpendicularmente a la línea de trayectoria
de una soldadura almomento que va pasando la fuente de calor[2] 24
Figura 2.9 Formación de isotermas en el plano xsy por proyección de
curvas con igual temperatura instantánea para un calor sólido y el
movimiento de este calor sólidol2]. 26
44
pag
Figura 2.10 Procedimiento esquemático en un diagrama de
enfriamiento de un acero TRIP laminado en caliente[4] 30
Figura 2Al Efecto de la velocidad de enfriamiento sobre la fracción
volumen de frase transformada[4J 31
Figura 2.12 Efecto de la velocidad de enfriamiento sobre el contenido
de carbono (% en masa) en la austenita residual141 32
Figura 2.13 Efecto del contenido de Si sobre la fracción volumen
de cada fase141 33
Figura 2.14 Efecto del tamaño de grano austenítico sobre el
contenido de carbono (% en masa) en la austenita no transformada[4] 33
Figura 2.15 Efecto del tamaño de grano austenítico sobre la fracción
volumen de cada fase141 35
Figura 2.16 Muestras de microdureza contra enfriamiento continuo
sin deformación en caliente y II y con deformación en caiente
respectivamente J51 37
45
Lista de tablas.
Tabla 2.1 Composición química de un acero TRIP 780 (%wt)
Tabla 2.2 Pruebas mecánicas del material base ASTM E8 acero TRIP 780 14
Tabla 2.3 Valores de los coeficientes byn para diferentes transformaciones
de fase de un acero TRIP[4] 29
pag
14
46
RESUMEN AUTOBIOGRÁFICO
Ing. Emmanuel Martínez Esquivel
Grado a Obtener:
Campo Profesional:
Lugar y Fecha de Nacimiento:
Nombre de Padres:
Universidad:
Título Obtenido:
Experiencia Laboral
Especialista en Tecnología de la
Soldadura Industrial
Materiales, inspección en campo, calidad yproducto terminado
Saltillo, Coahuila, México a 21 de enero de1985
Jesús Martínez Herrera y Alma ElisaHortencia Esquivel Oyervidez
Instituto Tecnológico de Saltillo
Ingeniero Mecánico con Especialidad enManufactura
Supervisión de moldeo foam y Montaje deestructura, Supervisión de ensamble,cotización y seguimiento a cliente.
Amplio conocimiento de mantenimientoautomotriz.
Manejo de personal.
47
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